本发明涉及一种制备由铝-镁合金——也称为铝业协会5xxx系列铝合金——制成的锻造产品的方法，更具体地说，涉及具有高机械强度、高韧性和良好的成形性的含有sc的al-mg合金产品。本发明还涉及可通过所述方法获得的产品，以及所述产品用于运输工具、特别是航空构造和空间构造的用途。
背景技术：
：由铝合金制成的锻造产品被开发以特别地制备用于运输工业、特别是用于航空工业和空间工业的结构元件。在这些工业中，必须不断提升产品性能并且开发出新合金以特别是提供高机械强度、低密度、高韧性、优异的耐腐蚀性和非常好的成形性。特别地，成形可在加热下进行，例如通过蠕变成形(creepforming)进行，并且在该成形过程之后机械性能不能劣化。al-mg合金在运输工业中特别是在公路和海运的运输工业中被广泛研究，这是由于其在这些工业中具有优异性能，例如可焊性、耐腐蚀性和成形性，特别是在低-冷锻状态(étatspeuécrouis)如o状态和h111状态中。然而，所述合金对于航空工业和空间工业具有相对低的机械强度。美国专利us5,624,632公开了一种合金，其具有以下组成：3-7重量％的镁、0.03-0.2重量％的锆、0.2-1.2重量％的锰、最高0.15重量％的硅和0.05-0.5重量％的选自钪、铒、钇、钆、钬和铪的分散体形成元素。美国专利us6,695,935公开了一种合金，其以重量％计的组成为：mg3.5-6.0、mn0.4-1.2、zn0.4-1.5、zr最多0.25、cr最多0.3、ti最多0.2、fe最多0.5、si最多0.5、cu最多0.4、和选自以下组的一种或多种元素：bi0.005-0.1、pb0.005-0.1、sn0.01-0.1、ag0.01-0.5、sc0.01-0.5、li0.01-0.5、v0.01-0.3、ce0.01-0.3、y0.01-0.3和ni0.01-0.3。专利申请wo01/12869公开了一种合金，其以重量％计的组成为：1.0-8.0重量％的mg、0.05-0.6重量％的sc、0.05-0.20重量％的hf和/或0.05-0.20重量％的zr、0.5-2.0重量％的cu和/或0.5-2.0重量％的zn以及另外0.1-0.8重量％的mn。专利申请wo2007/020041公开了一种合金，其以重量％计的组成为：mg3.5至6.0、mn0.4至1.2、fe<0.5、si<0.5、cu<0.15、zr<0.5、cr<0.3、ti0.03至0.2、sc<0.5、zn<1.7、li<0.5、ag<0.4以及任选地选自铒、钇、铪和钒、且各自<0.5重量％的一种或多种分散体形成元素。这些专利中描述的产品在提供机械强度、韧性和热成形性之间的折衷方面是不够的。特别地，重要的是在300-350℃的热处理之后机械性能没有劣化，所述温度是成形的常用温度。因此，需要这样的由al-mg合金制成的锻造产品，其与已知产品相比具有低密度和改进的性能，特别是在机械强度、韧性和热成形性方面。此外，所述产品必须能够根据易于适应传统生产线的可靠的且成本有效的生产工艺获得。技术实现要素：本发明的第一目的是一种制备由铝合金制成的锻造产品的方法，其中：a)制备铝基液态金属熔池，其以重量％计的组成为mg：3.8-4.2；mn：0.3-0.8；优选0.5-0.7；sc：0.1-0.3；zn：0.1-0.4；ti：0.01-0.05，优选0.015-0.030；zr：0.07-0.15，优选0.08-0.12；cr：＜0.01；fe：<0.15；si<0.1；其他元素各自≤0.05，且总和≤0.15，其余为铝；b)由所述金属熔池铸造未经锻造的产品；c)将所述未经锻造的产品在370℃至450℃的温度下均化2至50小时，使得400℃下的等效时间为5至100小时，400℃下的等效时间t(eq)由下式定义：其中t为以开尔文表示的实时温度，其随时间t(以小时计)变化；tref为400℃(673k)的参考温度；t(eq)以小时表示；常数q/r＝29122k来源于zr扩散的活化能；q＝242000j/mol，d)将由此均化的未经锻造的产品在350℃至450℃的初始温度下热变形，并任选地冷变形；e)任选地进行整平和/或矫直；f)任选地在300℃至350℃的温度下进行退火。本发明的第二目的是可通过本发明方法获得的由铝合金制成的锻造产品，其具有以重量％计的以下组成，mg：3.8-4.2；mn：0.3-0.8，优选0.5-0.7；sc：0.1-0.3；zn：0.1-0.4；ti：0.01-0.05，优选0.015-0.030；zr：0.07-0.15，优选0.08-0.12；cr：＜0.01；fe：<0.15；si<0.1；其他元素各自≤0.05，且总和≤0.15，其余为铝。具体实施方式除非另有说明，否则关于合金化学组成的所有示数均表示为基于合金的总重量计的重量百分比。举例来说，表述1.4cu意指以重量％表示的铜含量乘以1.4。合金的名称是根据铝业协会的规则提供的，且是本领域技术人员已知的。冶金状态的定义在欧洲标准en515(1993)中指出。静态机械拉伸性能——即，极限拉伸强度rm、0.2％伸长率下的拉伸屈服应力rp0.2和断裂伸长率a％——通过标准nfeniso6892-1(2009)的拉伸试验测定，其中取样和测试方向由标准en485-1(2016)定义。根据标准astme561(2010)，由应力强度因子kr的曲线确定平面应变韧性，所述曲线是有效裂纹扩展δaeff的函数，被称为r-曲线。由r-曲线计算临界应力强度因子kc，即，使裂纹不稳定的强度因子。应力强度因子kco还通过将初始裂纹长度归于在单调加载开始时的临界载荷来计算。对于所需形式的样品计算这两个值。kapp表示对应于用来进行r-曲线测试的样本的因子kco。keff表示对应于用来进行r-曲线测试的样本的因子kc。kr60对应于有效裂纹扩展δaeff＝60mm的kr的值。在本发明的范围内，样品的晶粒结构在中间厚度t/2处的平面lxtc表征，并且在偏振光下在阳极氧化型的金相蚀刻之后定量评估：_当晶粒结构没有或几乎没有再结晶晶粒时，使用术语“基本上非再结晶”，通常小于20％、优选小于15％、更优选小于10％的晶粒被再结晶；_当晶粒结构具有显著比例的再结晶晶粒时，使用术语“再结晶”，通常大于50％、优选大于60％、更优选大于80％的晶粒被再结晶。除非另有说明，否则适用标准en12258-1(1998)的定义。在本发明的范围内，机械构造的“结构元件”是指静态和/或动态机械性能对结构性能特别重要且通常规定或进行结构计算的机械部件。其通常为其故障可能危及所述构造、其使用者或其他人员的安全的元件。对于飞机，所述结构元件尤其包括机身构成元件(例如机身蒙皮(fuselageskin))、机身加强件或桁条(stringer)、舱壁(bulkhead)、圆周框架(circumferentialframe)、机翼(例如上翼或下翼蒙皮(upperorlowerwingskin))、桁条或加强件(stringerorstiffener)、肋(rib)、翼梁(spar)、地板横梁(floorbeam)和座椅滑轨(seattrack)和特别是由水平或垂直稳定器(horizontalorverticalstabiliser)组成的尾翼单元以及门。本发明人观察到，对于本发明的组成，可通过控制均化条件获得有利的锻造产品，该锻造产品的机械性能为航空工业提供了机械强度和韧性之间的有用的折衷，并且在对应于热成形条件的热处理后性能稳定。根据本发明，制备铝基液态金属熔池，其以重量％计的组成为：mg：3.8-4.2；mn：0.3-0.8，优选0.5-0.7；sc：0.1-0.3；zn：0.1-0.4；ti：0.01-0.05，优选0.015-0.030；zr：0.07-0.15，优选0.08-0.12；cr：＜0.01；fe：<0.15；si<0.1；其他元素各自≤0.05且总和≤0.15，其余为铝。本发明的组成因为0.01-0.05重量％，优选0.015-0.030重量％，优选0.018-0.024重量％的钛加入量低，并且没有添加铬(含量小于0.01重量％)而值得关注。尽管有这些少量添加，但由于仔细控制的均化条件，仍可获得高的静态机械性能(rp0.2，rm)。因此，令人惊讶地，可通过少量添加钛和不添加铬来防止热成形过程中的再结晶，同时获得高的静态机械性能——这特别地可通过添加大量的cr和ti获得——和高韧性。必须加入mn、sc、zn和zr，以便在机械强度、韧性和热成形性之间获得所需的折衷。铁含量保持低于0.15重量％，优选低于0.1重量％。硅含量保持低于0.1重量％，优选低于0.05重量％。超过上述最大值的铁和硅的存在具有负面影响，特别是对韧性。其他元素为杂质，即其存在是无意的元素，其存在应限于各自0.05％且总和0.15％，优选各自0.03％且总和0.10％。根据本发明，所述未经锻造的产品在370℃至450℃的温度下均化2至50小时，使得400℃下的等效时间为5至100小时，400℃下的等效时间t(eq)由下式定义：其中t为以开尔文表示的实时温度，其随时间t(以小时计)变化；tref为400℃(673k)的参考温度；t(eq)以小时表示；常数q/r＝29122k来源于zr扩散的活化能；q＝242000j/mol。优选地，均化时间为5至30小时。有利地，400℃下的等效时间为6至30小时。过低的均化温度和/或太短的均化时间不能形成分散体以控制再结晶。令人惊讶地，当均化温度太高和/或当均化时间太长时，所获得的性能在300-350℃的常规热成形温度下是不稳定的，特别是因为产品再结晶。可在均化后立即进行热变形而不冷却至环境温度，初始热变形温度应为350至450℃。或者，可在均化后将未经锻造的产品冷却至环境温度，然后再加热至350-450℃的初始热变形温度。在再加热的情况下应注意，相比于均化期间的400℃下的等效时间，再加热期间的400℃下的等效时间是较短的，通常小于10％。在热变形期间，金属的温度在某些情况下可升高，但应注意，相比于均化期间的400℃下的等效时间，热变形期间的400℃下的等效时间是较短的，通常小于10％。在任何情况下优选的是，热变形期间的温度不超过460℃并且优选不超过440℃。热变形后，可进行冷变形。在第一实施方案中，通过轧制进行锻造以获得板。在所述第一实施方案中，所获得的板的最终厚度小于12mm。在第二实施方案中，通过挤出进行锻造以获得型材。在第一实施方案中，通常进行热变形直至约4mm的厚度，然后进行冷变形，使得厚度为0.5至4mm。在热变形和任选地冷变形过程之后，可有利地进行整平和/或矫直。在整平和/或矫直操作期间，永久变形率通常小于2％，优选约1％。任选地，在300℃至350℃的温度下进行退火过程。退火时间通常为1至4小时。所述退火的主要功能是稳定机械性能，使得其在随后的类似温度下的成形过程中不改变。本发明的产品的优点为在所述温度下具有非常稳定的机械性能。因此，对于通过热轧获得最终厚度为4至6mm的产品，在300至350℃退火后，静态机械性能变化不大于10％，优选不大于6％，并且对于通过冷轧获得最终厚度为约2mm的产品，在300至350℃退火后，静态机械性能变化不大于40％，优选不大于30％。因此，在本发明方法的范围内，不进行稳定化退火而直接进行成形是可能的，特别是对于通过热轧获得最终厚度的产品。由于本发明的方法，本发明的产品在300至350℃退火后保持基本上非再结晶的晶粒结构。通过本发明的方法获得的厚度小于12mm的板是有利的，优选具有以下特征：(a)在lt方向上在0.2％伸长率下测得的拉伸屈服应力为至少250mpa，优选至少260mpa，和/或(b)在l方向上在0.2％伸长率下测得的拉伸屈服应力为至少260mpa，优选至少270mpa，即使在进行300至350℃温度下的任选退火步骤的情况下也可获得所述性能。有利地，通过本发明方法获得的厚度小于4mm的板在lt方向上在0.2％伸长率下测得的拉伸屈服应力为至少300mpa，优选至少320mpa，即使在进行300至350℃温度下的任选退火步骤的情况下也可获得所述性能。本发明的板优选具有有利的韧性性能，特别地：(c)韧性kr60——在l-t方向(其中2ao＝253mm)上在cct760型样品上测量，有效裂纹扩展δaeff为60mm——为至少优选至少和/或(d)韧性kr60——在t-l方向(其中2ao＝253mm)上在cct760型样品上测量，有效裂纹扩展δaeff为60mm——为至少优选至少优选地，对于本发明的产品，t-l方向上的韧性kr大于l-t方向上的韧性kr。优选地，在t-l方向(其中2ao＝253mm)上在cct760型样品上测得的韧性kapp为至少125mpa，优选至少130mpa。本发明的产品可在300℃至350℃的温度下成形，以获得用于飞机的优选用于机身元件的结构元件。本发明的飞机机身元件是有利的，这是因为其具有(a)至少250mpa、优选至少260mpa的在lt方向上在0.2％伸长率下测得的拉伸屈服应力，和/或(b)至少260mpa、优选至少270mpa的在l方向上在0.2％伸长率下测得的拉伸屈服应力。实施例实施例1铸造多个厚度为400mm的板坯，其组成如表1所示。sifecrmnmgzntizrsca0.020.05＜0.010.624.050.280.0230.100.19b0.020.04＜0.010.593.990.290.0380.100.19表1：以重量％计的组成(通过火花源光发射光谱法分析，s-oes)。将由合金a制成的板坯在445℃下均化5小时，而将由合金b制成的板坯在515℃下均化15小时。将如此均化的板坯在均化后直接进行热轧，其中板坯a的热轧起始温度为415℃，板坯b的热轧起始温度为480℃，以获得4mm厚的板。由合金a制成的板无论在热轧状态(lac)中还是在退火状态(在325℃下退火处理4小时)中静态机械拉伸性能均保持较高，而由合金b制成的板的静态拉伸机械性能在退火后劣化。表2：不同板在热轧状态(lac)和退火状态(325℃下4小时)中所获得的静态机械性能。将4mm的板在没有中间热处理的情况下通过三道冷轧至2mm的厚度，然后进行整平。冷轧后进行不同的热处理。机械拉伸试验结果如表3所示。表3：经历不同条件的退火的不同冷轧板所获得的静态机械性能。在冷轧(laf)后或在冷轧和325℃下退火2小时后，在阳极氧化型的金相蚀刻后在偏振光下观察板的晶粒结构。对微观结构进行了定性评估：表4示出了在未经锻造的冷轧状态中和在退火处理(325℃下2小时)后的组成a和b的板的微观结构观察结果。表4：板的微观结构(平面lxtc，中间厚度处)本发明的合金a具有优异的抗再结晶性。实施例2该实施例研究热变形前均化条件对机械性能的影响。将由合金a制成的尺寸为250×180×120mm的块在不同条件下热轧，直到获得8mm或12mm的厚度。条件如表5所示。表5：由合金a制成的不同块的转化条件在经过轧制或处理的板上测量机械性能。结果如表6所示。表6：不同板在热轧状态(lac)和退火状态(325℃下4小时)中所获得的静态机械性能。通过本发明方法获得的产品(cd3、cf1、cf2、cf3)具有有利的机械性能，特别是在lac后和在325℃下退火4小时后在l方向上的rp0.2为至少260mpa。当前第1页12